CN115161440A - 一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢及其生产方法 - Google Patents
一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢及其生产方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN115161440A CN115161440A CN202211032436.XA CN202211032436A CN115161440A CN 115161440 A CN115161440 A CN 115161440A CN 202211032436 A CN202211032436 A CN 202211032436A CN 115161440 A CN115161440 A CN 115161440A
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- shaped steel
- hot
- heavy
- rolled
- 560mpa
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/08—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling structural sections, i.e. work of special cross-section, e.g. angle steel
- B21B1/088—H- or I-sections
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/009—Pearlite
Abstract
一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢及其生产方法,属于冶金材料技术领域。该屈服强度560MPa级热轧重型H型钢,主要通过成分设计和轧后在线淬火+自回火(QST)冷却工艺制得,通过对热轧钢进行粗轧、精轧后,进入超快冷设备进行水冷,在水冷过程中进行淬火,随后在空冷过程中利用芯部余热使型钢表层发生自回火。按照本发明的方法生产的热轧重型H型钢翼缘厚度为40~80mm,翼缘回火层厚度为5~20mm,并具有良好的综合力学性能,其屈服强度≥560MPa、抗拉强度≥715MPa、延伸率≥19%、‑20℃冲击功>40J。
Description
技术领域
本发明属于冶金材料技术领域,具体涉及一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢及其生产方法。
背景技术
近年来,对大尺寸、大跨度、大高度的重型H型钢需求日益增长。以往,大型建筑设施所需的重型H型钢均由厚板焊接而成,这种H型钢存在热影响区,缺乏可靠性,并且大大增加了施工周期。而热轧重型H型钢与之相比,不论在强韧性、焊接性还是经济性上都具有很大的优势。但由于热轧重型H型钢生产难度大,受到技术设备限制,生产热轧重型H型钢企业较少。
热轧重型H型钢断面形状复杂,翼缘、腹板厚度大,轧制温度低时金属流动性差,温度过高又容易导致奥氏体晶粒长大,影响H型钢力学性能。因此,生产热轧重型H型钢时需要使用足够压下能力的大型设备,避免“高温、轻压下”的轧制方式下得到粗大的铁素体+珠光体组织。目前,对于热轧重型H型钢的强化方法主要通过微合金化的方式进行强化。但是当热轧重型H型钢翼缘厚度超过40mm时,采用微合金化的方式进行强化,其力学性能往往达不到要求。
发明内容
为解决上述技术问题,本发明提供了一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢及其生产方法,主要包括成分设计和轧后在线淬火+自回火冷却工艺。在不提高轧机负荷的前提下,得到了翼缘厚度为40~80mm、屈服强度≥560MPa、抗拉强度≥715MPa、延伸率≥19%、-20℃冲击功>40J,综合力学性能优异强度为560MPa级的热轧重型H型钢。
为实现上述目的,本发明采取的具体技术方案如下:
本发明的一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的生产方法,包括以下步骤:
S1:将热轧钢进行水冷,实现在线淬火处理,开冷温度为940~1000℃,冷却时间为20~60s,终冷温度为300~430℃,冷却速度为8.5~35℃/s,得到终冷后的重型H型钢;
S2:终冷后的重型H型钢发生返温,返温温度为500~680℃,随后继续进行空冷,使重型H型钢表层组织利用自身芯部余热发生自回火,得到屈服强度560MPa级热轧重型H型钢。
所述的S1中,所述的热轧钢,采用以下工艺制得,根据热轧重型H型钢的成分要求,进行熔炼,浇铸得到铸锭;将铸锭进行粗轧、精轧过程后,得到的热轧钢。
所述的热轧重型H型钢的成分要求为,含有的化学成分及各个化学成分的质量百分比为:C:0.07~0.15%,Si:0.2~0.32%,Mn:1.57~1.85%,P:≤0.012%,S:≤0.01%,Cr:≤0.32%,Ni:0.24~0.4%,Nb:0.06~0.09%,Mo:≤0.26%,Ti:≤0.02%,Al:≤0.025%,余量为Fe和不可避免的杂质。
所述的粗轧,粗轧开轧温度为1100~1180℃,所述的精轧,精轧开轧温度为1000~1100℃。
所述的S1中,所述的水冷采用超快冷设备进行水冷,超快冷设备水冷过程中水压在1.0~1.5MPa,输送辊道速度0.4~1m/s。
一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢,采用上述的生产方法制得,其屈服强度≥560MPa、抗拉强度≥715MPa、延伸率≥19%、-20℃冲击功>40J。
所述的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢,其翼缘厚度为40~80mm,翼缘回火层厚度为5~20mm,其回火层组织为回火索氏体,芯部组织为贝氏体或者珠光体+铁素体组织。
本发明所述的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的各化学成分作用及控制如下:
C:0.07~0.15%,C可以提高强度,含量过高会降低塑性和韧性;
Si:0.2~0.32%,适量的Si可以起到固溶强化作用,提高钢的强度抗腐蚀性,与Mn一起加入可以提高钢的淬透性;Si含量过高则会降低钢的韧性,影响产品质量;
Mn:1.57~1.85%,Mn为奥氏体形成元素,可以提高淬透性,促进贝氏体相变,提高钢的强度;Mn含量过高对钢的成形性能造成不利影响;
P:≤0.012%,S:≤0.01%,两者为杂质元素会对钢的力学性能及焊接性造成不良影响,在生产中严格控制;
Cr:≤0.32%,降低临界冷却速率,提高淬透性。其淬透作用不如Mn、Mo,但比Si、Ni强,Cr可以碳化物的形式存在;
Ni:0.24~0.4%,Ni具有降低钢韧脆转变温度的作用,同时Ni也为奥氏体稳定元素,可以提高钢的淬透性;
Nd:0.06~0.09%,钢中的Nb可以细化晶粒,尤其是奥氏体晶粒与再结晶组织,增加相界面,提高强度;Nb作为强碳化物形成元素,与C、N元素形成的Nb(C、N)弥散化合物分布在钢的基体中起到析出强化的作用,同时改善韧性;
Mo:≤0.26%,Mo的碳化物析出可以提高强度,固溶的Mo可以提高钢材的淬透性;
Ti:≤0.02%,Ti可以在钢中形成非常稳定、弥散、高硬度的碳化物,从而提高钢的强度。微合金元素Ti,在钢中与N结合,形成细小弥散分布的TiN颗粒稳定存在于奧氏体晶界处,在加热过程阻止奥氏体晶粒的长大,保证获得细小奥氏体晶粒,以保证轧后钢的韧性;当Ti含量过高,会形成粗大的TiN颗粒,会成为钢中裂纹源头;
Al≤0.025%,其氧化物分散于钢中,可阻止钢加热时的晶粒长大;
本发明的有益效果为:
本发明提供了一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢及其生产方法,通过成分和工艺调整,生产热轧重型H型钢。开发出了屈服强度≥560MPa、抗拉强度≥713MPa、延伸率≥19%、-20℃冲击功>40J的综合性能优异的高强度热轧重型H型钢。
本发明通过轧后在线淬火+自回火工艺,利用轧后余热,实现在线连续淬火。终轧结束后钢材立即进入超快冷装置,钢材的表层经过快冷,表面温度降至马氏体或贝氏体转变温度以下获得低温相变产物,芯部由于来不及冷却依然保持高温奥氏体状态。快冷结束后,钢材芯部的热量通过热传导向表层传递,实现表层淬火组织的自回火处理。由于各部分冷却条件的差别,芯部一般转变为铁素体+珠光体组织或贝氏体组织,表层一般为回火索氏体组织。该方法不仅可以改善钢材强韧性,提升材料综合性能,作为一种在线热处理工艺,还可以缩短生产周期,提高生产效率,节约能源。
本发明通过工艺参数和成分调整,实现屈服强度的显著提高并保证了钢具有良好的韧性。本发明开冷温度为940~1000℃,冷却时间为20~60s,终冷温度为300~430℃,冷却速度为8.5~35℃/s,目的是使热轧重型H型钢表面实现淬火,获得淬火组织,从工艺角度提高热轧重型H型钢的强度。终冷后的重型H型钢发生返温,返温温度为500~680℃,将返温温度控制在该温度区间,目的是使热轧重型H型钢表层淬火组织发生自回火,使表层组织转变为回火索氏体,芯部组织为贝氏体或者珠光体+铁素体组织,且翼缘回火层厚度为5~20mm,在提高强度的同时保证热轧重型H型钢的韧性。本发明中添加Cr:≤0.32%降低临界淬火速度,提高淬透性;添加Mo:≤0.26%可以提高淬透性,并且Mo的碳化物析出又可以提高钢的强度;添加Al≤0.025%可以使钢中形成Al的氧化物,其氧化物分散于钢中阻止晶粒长大,提高强度。添加C:0.07~0.15%、Si:0.2~0.32%,目的在于提高强度的同时挺高韧性;添加Mn:1.57~1.85%,目的在于提高淬透性的同时保证成形性能;添加Ni:0.24~0.4%,目的在于降低钢韧脆转变温度的作用,提高钢的淬透性;添加Nd:0.06~0.09%、Ti:≤0.02%,前者通过形成Nd的碳氮化物起到析出强化作用,同时改善韧性,后者通过在钢中形成TiN组织晶粒长大提高强度。微合金化元素V具有细化晶粒提高强度的作用。通过采用本发明的方法,在不加入V的情况下提高了强度并且保证了韧性,降低了生产成本。
附图说明
图1为实施例1中热轧重型H型钢翼缘回火层金相组织;
图2为实施例1中热轧重型H型钢翼缘芯部金相组织;
图3为实施例2中热轧重型H型钢翼缘回火层金相组织;
图4为实施例2中热轧重型H型钢翼缘芯部金相组织;
图5为实施例3中热轧重型H型钢翼缘回火层金相组织;
图6为实施例3中热轧重型H型钢翼缘芯部金相组织;
图7为实施例4中热轧重型H型钢翼缘回火层金相组织;
图8为实施例4中热轧重型H型钢翼缘芯部金相组织。
具体实施方式
下面结合具体实施案例和附图1~8对本发明作进一步说明,但本发明并不局限于这些实施例。
实施例1
一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的生产方法,包含如下步骤:
步骤1:热轧重型H型钢经过粗轧、精轧过程后进入超快冷设备进行水冷,其中,粗轧开轧温度为1162℃,精轧开轧温度为1073℃,超快冷设备水冷过程中水压在1.1MPa,输送辊道速度1m/s,对重型H型钢进行淬火处理,开冷温度为992℃,冷却时间为30s,终冷温度为339℃,冷却速度为21.77℃/s,得到终冷后的重型H型钢。
步骤2:终冷后的重型H型钢发生返温,返温温度为614℃,随后继续进行空冷,使重型H型钢表层组织利用自身芯部余热发生自回火,得到屈服强度560MPa级热轧重型H型钢。
制备的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢坯料的化学成分按重量百分比为:C:0.11%,Si:0.25%,Mn:1.65%,P:0.011%,S:0.008%,Cr:0.3%,Ni:0.3%,Nb:0.08%,Mo:0.22%,Ti:0.015%,Al:0.025%,余量为Fe和不可避免的杂质。
制备的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢翼缘厚度为42mm。翼缘回火层厚度为7.5mm,其回火层组织为回火索氏体(见图1),芯部组织为贝氏体组织(见图2)。
制备的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢其屈服强度为610MPa、抗拉强度为722MPa、延伸率为19.4%、-20℃冲击功为41.7J。
实施例2
一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的生产方法,包含如下步骤:
步骤1:热轧重型H型钢经过粗轧、精轧过程后进入超快冷设备进行水冷,其中,粗轧开轧温度为1138℃,精轧开轧温度为1043℃,超快冷设备水冷过程中水压在1.1MPa,输送辊道速度0.86m/s,对重型H型钢进行淬火处理,开冷温度为970℃,冷却时间为35s,终冷温度为376℃,冷却速度为16.97℃/s,得到终冷后的重型H型钢。
步骤2:终冷后的重型H型钢发生返温,翼缘返温温度为623℃,随后继续进行空冷,使重型H型钢表层组织利用自身芯部余热发生自回火,得到屈服强度560MPa级热轧重型H型钢。
制备的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢坯料的化学成分按重量百分比为:C:0.091%,Si:0.26%,Mn:1.58%,P:0.012%,S:0.01%,Cr:0.28%,Ni:0.35%,Nb:0.075%,Mo:0.25%,Ti:0.02%,Al:0.021%,余量为Fe和不可避免的杂质。
制备的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢翼缘厚度为77mm。翼缘回火层厚度为17mm,其回火层组织为回火索氏体(见图3),芯部组织为铁素体+珠光体组织(见图4)。
制备的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢其屈服强度为584.9MPa、抗拉强度为744.5MPa、延伸率为20.09%、-20℃冲击功为42.1J。
实施例3
一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的生产方法,包含如下步骤:
步骤1:热轧重型H型钢经过粗轧、精轧过程后进入超快冷设备进行水冷冷却,其中,粗轧温度为1154℃,精轧温度为1051℃,超快冷设备水冷过程中水压在1MPa,输送辊道速度0.75m/s,对重型H型钢进行淬火处理,开冷温度为983℃,冷却时间为40s,终冷温度为380℃,冷却速度为15.075℃/s,得到终冷后的重型H型钢。
步骤2:终冷后的重型H型钢发生返温,翼缘返温温度为607℃,随后继续进行空冷,使重型H型钢表层组织利用自身芯部余热发生自回火,得到屈服强度560MPa级热轧重型H型钢。
制备的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢坯料的化学成分按重量百分比为:C:0.086%,Si:0.31%,Mn:1.6%,P:0.009%,S:0.0095%,Cr:0.25%,Ni:0.38%,Nb:0.068%,Mo:0.21%,Ti:0.012%,Al:0.023%,余量为Fe和不可避免的杂质。
所述屈服强度560MPa级热轧重型H型钢翼缘厚度为77mm。翼缘回火层厚度为20mm,其回火层组织为回火索氏体(见图5),芯部组织为铁素体+珠光体组织(见图6)。
所述屈服强度560MPa级热轧重型H型钢其屈服强度为561.79MPa、抗拉强度为721.37MPa、延伸率为22.93%、-20℃冲击功为43.8J。
实施例4:
一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的生产方法,包含如下步骤:
步骤1:热轧重型H型钢经过粗轧、精轧过程后进入超快冷设备进行水冷,其中,粗轧开轧温度为1115℃,精轧开轧温度为1060℃,超快冷设备水冷过程中水压在1.1MPa,输送辊道速度1m/s,对重型H型钢进行淬火处理,开冷温度为988℃,冷却时间为30s,终冷温度为426℃,冷却速度为18.73℃/s,得到终冷后的重型H型钢。
步骤2:终冷后的重型H型钢发生返温,返温温度为679℃,随后继续进行空冷,使重型H型钢表层组织利用自身芯部余热发生自回火,得到屈服强度560MPa级热轧重型H型钢。
制备的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢坯料的化学成分按重量百分比为:C:0.097%,Si:0.23%,Mn:1.71%,P:0.007%,S:0.0091%,Cr:0.31%,Ni:0.28%,Nb:0.087%,Mo:0.19%,Ti:0.018%,Al:0.02%,余量为Fe和不可避免的杂质。
制备的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢翼缘厚度为42mm。翼缘回火层厚度为6.3mm,其回火层组织为回火索氏体(见图7),芯部组织为贝氏体组织(见图8)。
制备的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢其屈服强度为571.24MPa、抗拉强度为725.3MPa、延伸率为20.7%、-20℃冲击功为42.6J。
对比例1:
一种热轧重型H型钢,工艺与实施例1类似,不同在于采用化学成分及各个化学成分的百分比为:C:0.22%,Si:0.61%,Mn:1.4%,P:0.018%,S:0.012%,Cr:0.27%,Ni:0.3%,V:0.1%,Mo:0.02%,Al:0.018%,Cu:0.3%,N:0.1%余量为Fe和不可避免的杂质。
步骤1:热轧重型H型钢经过粗轧、精轧过程后进入超快冷设备进行水冷,其中,粗轧开轧温度为1150℃,精轧开轧温度为1065℃,超快冷设备水冷过程中水压在1.1MPa,输送辊道速度0.6m/s,对重型H型钢进行淬火处理,开冷温度为980℃,冷却时间为30s,终冷温度为352℃,冷却速度为20.93℃/s。
步骤2:终冷后的重型H型钢发生返温,翼缘返温温度为650℃,随后继续进行空冷,使重型H型钢表层组织利用自身芯部余热发生自回火。
制备的热轧重型H型钢翼缘厚度为42mm。翼缘回火层厚度为6mm,表层为回火组织,芯部组织为铁素体+珠光体组织。
制备的热轧重型H型钢其屈服强度为491.45MPa、抗拉强度为721.6MPa、延伸率为19%、-20℃冲击功为106.7J。
对比例2:
一种热轧重型H型钢的生产工艺,与实施例1相比主要不同在于所选取冷却工艺参数。包含如下具体步骤:
步骤1:热轧重型H型钢经过粗轧、精轧过程后直接进行空冷并冷至室温,其中,粗轧开轧温度为1152℃,精轧开轧温度为1065℃,开冷温度为978℃,输送辊道速度0.6m/s。
所述热轧重型H型钢坯料的化学成分按重量百分比为:C:0.1%,Si:0.24%,Mn:1.68%,P:0.01%,S:0.007%,Cr:0.32%,Ni:0.32%,Nb:0.082%,Mo:0.2%,Ti:0.014%,Al:0.025%,余量为Fe和不可避免的杂质。
所述热轧重型H型钢翼缘厚度为77mm,其组织均为铁素体+珠光体组织。
所述热轧重型H型钢其屈服强度为339.67MPa、抗拉强度为537.51MPa、延伸率为28.91%、-20℃冲击功为85.5J。
对比例3:
一种热轧重型H型钢的生产工艺,与实施例1相比主要不同在于所选取冷却工艺参数。包含如下具体步骤:
步骤1:热轧重型H型钢经过粗轧、精轧过程后进入超快冷设备进行水冷冷却,其中,粗轧温度为1156℃,精轧温度为1047℃,超快冷设备水冷过程中水压在1.2MPa,输送辊道速度0.75m/s,对重型H型钢进行淬火处理,开冷温度为983℃,冷却时间为40s,终冷温度为475℃,冷却速度为13.075℃/s。
步骤2:终冷后的重型H型钢发生返温,翼缘返温温度为693℃,随后继续进行空冷,使重型H型钢表层组织利用自身芯部余热发生自回火。
所述热轧重型H型钢坯料的化学成分按重量百分比为:C:0.12%,Si:0.27%,Mn:1.69%,P:0.011%,S:0.0085%,Cr:0.31%,Ni:0.27%,Nb:0.078%,Mo:0.24%,Ti:0.019%,Al:0.02%,余量为Fe和不可避免的杂质。
所述热轧重型H型钢翼缘厚度为77mm。翼缘回火层厚度为14mm,其回火层组织为回火索氏体,芯部组织为铁素体+珠光体组织。
所述热轧重型H型钢其屈服强度为490.51MPa、抗拉强度为690.47MPa、延伸率为27.31%、-20℃冲击功为78.2J。
对比例4:
一种热轧重型H型钢的生产工艺,与实施例1相比主要不同在于所选取冷却工艺参数。包含如下具体步骤:
步骤1:热轧重型H型钢经过粗轧、精轧过程后进入超快冷设备进行水冷冷却,其中,粗轧温度为1144℃,精轧温度为1053℃,超快冷设备水冷过程中水压在1.2MPa,输送辊道速度0.75m/s,对重型H型钢进行淬火处理,开冷温度为992℃,冷却时间为40s,终冷温度为527℃,冷却速度为11.625℃/s,得到终冷后的重型H型钢。
步骤2:终冷后的重型H型钢发生返温,翼缘返温温度为733℃,随后继续进行空冷,得到屈服强度560MPa级热轧重型H型钢。
所述热轧重型H型钢坯料的化学成分按重量百分比为:C:0.11%,Si:0.29%,Mn:1.73%,P:0.0085%,S:0.008%,Cr:0.27%,Ni:0.3%,Nb:0.086%,Mo:0.24%,Ti:0.012%,Al:0.017%,余量为Fe和不可避免的杂质。
制备的热轧重型H型钢翼缘厚度为77mm,其表层组织为铁素体+珠光体组织以及少量贝氏体组织,芯部组织为铁素体+珠光体组织。
制备的热轧重型H型钢其屈服强度为422.3MPa、抗拉强度为606.33MPa、延伸率为27.12%、-20℃冲击功为35.3J。
对比例5:
一种热轧重型H型钢的生产工艺,与实施例1相比主要不同在于所选取冷却工艺参数。包含如下具体步骤:
步骤1:热轧重型H型钢经过粗轧、精轧过程后进入超快冷设备进行水冷冷却,其中,粗轧温度为1164℃,精轧温度为1059℃,超快冷设备水冷过程中水压在1.2MPa,输送辊道速度0.75m/s,对重型H型钢进行淬火处理,开冷温度为939℃,冷却时间为40s,终冷温度为433℃,冷却速度为12.65℃/s,得到终冷后的重型H型钢。
步骤2:终冷后的重型H型钢发生返温,翼缘返温温度为646℃,随后继续进行空冷,得到屈服强度560MPa级热轧重型H型钢。
制备的热轧重型H型钢坯料的化学成分按重量百分比为:C:0.098%,Si:0.27%,Mn:1.65%,P:0.008%,S:0.009%,Cr:0.29%,Ni:0.28%,Nb:0.075%,Mo:0.17%,Ti:0.017%,Al:0.023%,余量为Fe和不可避免的杂质。
制备的热轧重型H型钢翼缘厚度为77mm。翼缘回火层厚度为11mm,其回火层组织为回火索氏体,芯部组织为铁素体+珠光体组织。
制备的热轧重型H型钢其屈服强度为478.9MPa、抗拉强度为680.2MPa、延伸率为23.52%、-20℃冲击功为43.78J。
Claims (10)
1.一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的生产方法,其特征在于,包括以下步骤:
S1:将热轧钢进行水冷,实现在线淬火处理,得到终冷后的重型H型钢;
S2:终冷后的重型H型钢发生返温,随后继续进行空冷,使重型H型钢表层组织利用自身芯部余热发生自回火,得到屈服强度560MPa级热轧重型H型钢。
2.根据权利要求1所述的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的生产方法,其特征在于,所述的S1中,开冷温度为940~1000℃,冷却时间为20~60s,终冷温度为300~430℃,冷却速度为8.5~35℃/s。
3.根据权利要求1所述的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的生产方法,其特征在于,所述的S2中,返温温度为500~680℃。
4.根据权利要求1所述的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的生产方法,其特征在于,所述的热轧钢,采用以下工艺制得,根据热轧重型H型钢的成分要求,进行熔炼,浇铸得到铸锭;将铸锭进行粗轧、精轧过程后,得到的热轧钢。
5.根据权利要求4所述的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的生产方法,其特征在于,所述的热轧重型H型钢的成分要求为,含有的化学成分及各个化学成分的质量百分比为:C:0.07~0.15%,Si:0.2~0.32%,Mn:1.57~1.85%,P:≤0.012%,S:≤0.01%,Cr:≤0.32%,Ni:0.24~0.4%,Nb:0.06~0.09%,Mo:≤0.26%,Ti:≤0.02%,Al:≤0.025%,余量为Fe和不可避免的杂质。
6.根据权利要求4所述的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的生产方法,其特征在于,所述的粗轧,粗轧开轧温度为1100~1180℃,所述的精轧,精轧开轧温度为1000~1100℃。
7.根据权利要求1所述的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的生产方法,其特征在于,所述的S1中,水冷采用超快冷设备进行水冷,超快冷设备水冷过程中水压在1.0~1.5MPa,输送辊道速度0.4~1m/s。
8.一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢,其特征在于,采用权利要求1-7任意一项所述的生产方法制得,屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的屈服强度≥560MPa、抗拉强度≥715MPa、延伸率≥19%、-20℃冲击功>40J。
9.根据权利要求8所述的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢,其特征在于,所述的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢,其翼缘厚度为40~80mm,翼缘回火层厚度为5~20mm。
10.根据权利要求8所述的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢,其特征在于,所述的屈服强度560MPa级热轧重型H型钢的回火层组织为回火索氏体,芯部组织为贝氏体或者珠光体+铁素体组织。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN202211032436.XA CN115161440A (zh) | 2022-08-26 | 2022-08-26 | 一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢及其生产方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN202211032436.XA CN115161440A (zh) | 2022-08-26 | 2022-08-26 | 一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢及其生产方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
CN115161440A true CN115161440A (zh) | 2022-10-11 |
Family
ID=83480617
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
CN202211032436.XA Withdrawn CN115161440A (zh) | 2022-08-26 | 2022-08-26 | 一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢及其生产方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
CN (1) | CN115161440A (zh) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN116274787A (zh) * | 2023-03-02 | 2023-06-23 | 浙江天基重工机械有限公司 | 一种大断面阶梯轴类锻件及其制备方法 |
-
2022
- 2022-08-26 CN CN202211032436.XA patent/CN115161440A/zh not_active Withdrawn
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN116274787A (zh) * | 2023-03-02 | 2023-06-23 | 浙江天基重工机械有限公司 | 一种大断面阶梯轴类锻件及其制备方法 |
CN116274787B (zh) * | 2023-03-02 | 2024-03-15 | 浙江天基重工机械有限公司 | 一种大断面阶梯轴类锻件及其制备方法 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CN112981235B (zh) | 一种屈服强度420MPa级的调质型建筑结构用钢板及其生产方法 | |
WO2016045266A1 (zh) | 一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法 | |
CN102400043B (zh) | 一种大厚度海洋工程用钢板 | |
CN101338400B (zh) | 一种高强度低温用低碳贝氏体钢及其生产工艺 | |
US20170349987A1 (en) | High-strength steel with yield strength of 800 mpa and production method therefor | |
CN111455269A (zh) | 屈服强度960MPa级甚高强度海工钢板及其制造方法 | |
CN111607735B (zh) | 一种布氏硬度≥420的热轧耐磨钢及生产方法 | |
CN114645201B (zh) | 一种高韧性Q500qNH桥梁耐候钢板及制造方法 | |
CN109576449B (zh) | 一种抵抗剩磁增加、节约生产能耗的9Ni钢板的生产方法 | |
CN112251670A (zh) | 一种延伸性能良好的690MPa级钢板及其制造方法 | |
CN108728728B (zh) | 一种具有极低屈强比的高锰钢及其制造方法 | |
CN110358970B (zh) | 屈服强度1100MPa级的焊接结构贝氏体高强钢及其制备方法 | |
CN114015934B (zh) | 一种600MPa级热连轧双相组织桥壳钢及生产方法 | |
CN114000056A (zh) | 一种屈服强度960MPa级低屈强比海工用钢板及其制备方法 | |
CN115161440A (zh) | 一种屈服强度560MPa级热轧重型H型钢及其生产方法 | |
CN111041329B (zh) | 一种海洋工程用高强高韧性钢板及其生产方法 | |
CN109988968B (zh) | 一种低碳当量大厚度q690e级高强钢板及其生产方法 | |
CN102400040A (zh) | 一种低温用低碳贝氏体钢热轧卷板及其生产方法 | |
CN112322964A (zh) | 一种低成本q390d厚规格钢板生产方法 | |
CN111270151A (zh) | 一种q345e钢板及其生产方法 | |
CN111349870A (zh) | 一种q345d钢板及其生产方法 | |
CN114686762B (zh) | 布氏硬度500hbw高强度、高韧性热连轧薄钢板的生产方法 | |
CN114134387B (zh) | 一种抗拉强度1300MPa级厚规格超高强钢板及其制造方法 | |
CN111910128B (zh) | 一种q690级别煤矿液压支架用钢板及其生产方法 | |
CN111334713A (zh) | 一种q390d钢板及其生产方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
PB01 | Publication | ||
PB01 | Publication | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
WW01 | Invention patent application withdrawn after publication |
Application publication date: 20221011 |
|
WW01 | Invention patent application withdrawn after publication |